分享：B含量对K417G合金凝固过程中组织演变和力学性能的影响

B是高温合金中重要的晶界强化元素[1,2,3]，但它同时强烈地促进元素偏析和有害相析出[4,5,6]。B在高温合金中具有不同的存在形式，既可以以原子态在基体中固溶或在界面处偏聚，也可以在晶界处析出硼化物，其作用与其存在形式密切相关。研究[7,8]表明，B在不同高温合金中的存在形式存在明显的差别。例如，B在617B等合金中主要以固溶的形式存在于基体中，所以在这些合金中未见硼化物析出；但在IN738和René80等合金中，却由于B在基体中的固溶度很低而析出硼化物[8,9,10,11]。最近的研究[12,13,14,15]表明，B不仅可以强化高温合金的晶界，而且可以通过影响基体γ相和沉淀强化相γ'之间的错配度来强化合金基体，提高合金性能。以上研究结果说明，由于元素之间具有交互作用，B在不同合金中的作用不可避免地存在差异，要达到合理控制B含量的目的，还需要在具体合金中研究B的分布及其作用[16,17,18,19,20,21,22]。

K417G合金是在IN100合金成分基础上发展而成的先进合金，它克服了IN100合金σ相析出倾向大的缺点，在我国先进航空发动机中广泛用于制作工作叶片和导向叶片[23]。K417G合金具有密度低和中温强度高的优点，适用于高推比发动机，具有较好的应用前景。本工作研究了B含量对K417G合金显微组织和力学性能的影响规律，及其与B的存在方式之间的关系，可以为实际应用中合理地控制K417G合金中的B含量提供研究基础。

采用真空感应炉冶炼K417G母合金，其主要化学成分(质量分数，%)为：Cr 8.79，Co 10.1，Mo 3.15，Al 5.39，Ti 4.35，V 0.74，B 0.015，Ni余量。再采用真空感应炉将母合金重熔浇铸成7炉子合金试棒组，试棒总长80 mm；标距段长度30 mm，直径8 mm；两端螺纹段长度各25 mm，直径16.5 mm。重熔过程中加入不同含量的B，7炉子合金中的B分析含量(质量分数)分别为0.0017%、0.0059%、0.012%、0.016%、0.025%、0.036%和0.060%。K417G合金技术条件规定的B含量成分范围为：0.012%~0.024%。本工作为了彰显B的作用规律，B含量的加入范围有所扩大。为了消除工艺参数波动产生的影响，保持各子合金的熔炼和浇铸工艺相同，以保证各合金的凝固条件相同。为了分析B含量对K417G合金铸态组织和元素偏析的影响，在试棒的螺纹端相同部位切取2 mm厚金相试样，以保证各试样在凝固过程中的冷却速率等条件相同。分析各合金的铸态组织和元素偏析情况。采用超高温综合热分析仪(DSC)分析B对合金凝固过程的影响。采用Axio Observer Z1光学显微镜(OM)和JSM-6301F扫描电镜(SEM)观察析出相形貌。按GB/T2039-1997加工标准的拉伸和持久试样，测试900 ℃拉伸和900 ℃、315 MPa持久性能。采用SEM观察拉伸和持久试样的断口。将断裂试样沿轴向剖开，观察断口附近的组织，分析拉伸和持久过程中裂纹萌生和扩展情况。

图1为不同B含量K417G合金铸态组织的OM像。可以看出，随B含量提高，铸态枝晶组织发生了较大的变化。当B含量不高于0.0059%时，晶粒尺寸比较细小(图1a和b)。当B含量达到0.012%以后，晶粒尺寸明显粗化(图1c)。B含量继续升高，晶粒度呈粗细不均的变化趋势(图1d)。

图2为不同B含量K417G合金中(γ+γ')共晶相形貌的OM像。可以看出，随B含量升高，(γ+γ')共晶尺寸明显增大，析出数量显著增多。图3为不同B含量K417G合金析出(γ+γ')共晶面积分数的统计结果。可以看出，随B含量增加，(γ+γ')共晶析出量迅速增加，二者基本上呈线性关系。

图4为不同B含量合金中硼化物的析出情况。可见，当B含量不超过0.036%时，硼化物在晶界和共晶前沿呈颗粒状或棒状析出，析出量随B含量的升高而增多。B含量为0.0017%时，合金的晶界析出相十分稀少(图4a)，B含量为0.036%的合金，晶界和共晶(γ+γ′)前沿硼化物析出明显增多(图4b和c)。当B含量达到0.060%以后，硼化物在晶界以细小的短棒状连续析出(图4d)，在(γ+γ′)共晶前沿的析出呈共晶态(图4e)。

图5为不同B含量K417G合金的DSC曲线。图5a为含0.0017%B合金的差热分析降温曲线，按温度从高到低的顺序，各放热峰对应的相变分别为基体γ相凝固(1337 ℃)、碳化物析出(1313 ℃)、共晶(γ+γ′)相析出(1305 ℃)、γ′相从固态γ基体中二次析出(1194 ℃)。如图5b所示，B含量升高到0.036%时，基体γ相、碳化物和共晶(γ+γ')相的析出温度分别为1332、1304和1294 ℃，分别降低了5、9和11 ℃。但γ'相的二次析出温度保持不变，仍为1194 ℃。比较图5a和b可以看到，与B含量为0.0017%的合金相比，B含量为0.036%合金在1241 ℃多了一个析出峰。由图4可以看出，硼化物总是在晶界或共晶前沿析出，说明其析出温度低于共晶(γ+γ')相。因此可以确定，1241 ℃处为硼化物析出峰。

尽管B降低K417G合金中各种一次相的析出温度并导致硼化物的一次析出，但对γ'相的二次析出温度没有影响。这说明K417G合金中B的加入量对B在基体中的固溶浓度影响较小。如图4所示，随B含量增加，在晶界或共晶前沿析出的硼化物数量增多，说明B在凝固过程中主要向剩余液体中偏聚，即B在K417G合金中主要以硼化物的形态存在。

2.2.1 对900 ℃拉伸性能的影响

图6为B含量对K417G合金900 ℃拉伸性能的影响。如图6a所示，当B含量低于0.036%时，添加B对合金的900 ℃拉伸断裂强度影响不大；当B含量增加至0.06%时，断裂强度略有降低。当B含量低于0.012%时，对合金的900 ℃拉伸屈服强度影响不大；当B含量超过0.012%后，屈服强度随B含量的增加稍有升高。如图6b所示，当B含量低于0.036%时，拉伸塑性随B含量的增加快速升高。当B含量超过0.036%以后，拉伸塑性又随B含量的增加快速下降。

不同B含量K417G合金900 ℃拉伸试样的宏观断口及其纵截面形貌的SEM像如图7所示。可以看出，B含量为0.0017%和0.060%的K417G合金的拉伸断口均呈明显的波浪状花样(图7a和e)，而其它B含量合金的拉伸断口则没有这种花样，起伏较小(图7c)。从图7b、d和f可以看出，当B含量低于0.036%时，拉伸断口均呈明显的沿晶开裂特征(图7b和d)，但含0.0017%B合金的二次裂纹较多(图7b)。B含量达到0.060%时，裂纹倾向于沿共晶前沿萌生和扩展(图7f)。

2.2.2 对900 ℃、315 MPa持久性能的影响

图8为不同B含量K417G合金的900 ℃、315 MPa持久性能。可以看出，当B含量由0.0017%增加至0.0059%时，持久寿命和塑性急剧提高。当B含量在0.0059%至0.036%范围内时，持久寿命随B含量增加趋势稍有变缓，持久塑性无明显的规律性变化。B含量超过0.036%后，持久寿命和塑性迅速降低。

图9为不同B含量K417G合金的持久断口宏观形貌和显微形貌的SEM像。从图9a、c和e可以看出，当B含量小于等于0.0017%时，持久断口呈波纹状花样(图9a)；当B含量处于0.016%至0.036%之间时，波纹状花样仅在局部存在(图9c)；当B含量为0.060%时，波纹状特征又有所增强(图9e)。由图9b、d和f可以看出，当B含量为0.0017%时，晶界裂纹连续扩展(图9b)；当B含量为0.036%时，持久裂纹沿晶界断续扩展(图9d)；当B含量为0.060%时，持久裂纹主要在(γ+γ?)共晶前沿萌生和扩展(图9f)。

研究[4,5]表明，B具有比较强烈的偏析倾向，凝固过程中倾向于向剩余液体中偏聚，阻碍合金的凝固。随着凝固的进行，剩余液体越来越少，B在剩余液体中的浓度越来越高，对凝固过程的影响也越来越大。本工作进一步证实B对凝固后期(γ+γ')共晶析出温度的影响程度远高于其对凝固初期γ相析出温度的影响(图5)，并且强烈地促进(γ+γ')共晶的析出(图3和4)。因此，过去一直将研究的重点放在B对终凝温度或凝固后期的影响，对凝固前期的影响则有所忽略[23]。但是，如图1所示，随B含量提高，K417G合金的晶粒呈现先粗化然后细化的变化过程。晶粒组织决定于基体γ相的形核和长大，所以图1说明B对合金凝固的早期，即在基体γ相形核阶段就可能产生明显的影响。如图5所示，B含量由0.0017%增加至0.036%，K417G合金基体γ相的析出温度由1337 ℃降低为1332 ℃，说明B具有抑制基体γ相形核的作用。图1也表明，B含量增加至0.036%时，合金的晶粒明显粗化，与B降低基体γ相形核的作用相吻合。但是，当B含量升高至0.060%后，合金的晶粒变得粗细不均，局部明显细化(图1d)，这似乎又否定了B降低γ相形核率的结论。高温熔体注入铸模后，首先在模壁上形核并在热流的引导下向铸模心部生长。从试样外缘处的晶粒组织看，晶粒数量是随B含量增加而减少的。如图1d所示，含0.060%B合金左下角的晶粒宽度很大，但向内部生长的深度很浅，而其它低B含量合金的晶粒几乎生长到中心部位。这说明，B含量进一步增加后，其抑制基体γ相形核的作用仍然有效，但同时抑制晶粒长大的作用也变得更强。由于B阻碍基体γ相的生长，其放出的凝固潜热减少，试样内部的液体可以获得较高的过冷度。同时由于基体的生长速率较慢，试样内部的液体中B的偏聚并不严重。因此，γ相得以在高B含量试样内部形核，局部晶粒又有细化的趋势(图1d)。

试样拉伸过程中，当拉应力升高到一定水平后，位错开动并导致塑性变形，此时应力达到了屈服强度。当晶界析出物较多的时候，位错开动的阻力增大，合金的屈服强度随之增大。如图4所示，随B含量增加，晶界硼化物析出显著增多，对位错开动的阻力增大，所以K417G合金的屈服强度随B含量的增加而升高(图6a)。

如图7b所示，B含量为0.0017%的K417G合金拉伸断裂试样不仅呈典型的沿晶断裂特征，并且二次裂纹相对较多，说明晶界裂纹容易萌生和扩展。该合金的断口呈明显的波纹状特征(图7a)，这应该是沿晶断裂暴露出的枝晶表面。B含量增加至0.036%时，虽然试样仍呈沿晶断裂特征(图7d)，但断口上的波纹状特征有所减弱，说明晶粒在断裂前发生了较大的变形，即晶界强度有所增强。如图6b所示，B含量由0.0017%增加至0.036%时，合金的拉伸塑性显著升高，证实了以上分析。B含量增加至0.060%时，断口上的波纹状特征又明显增强(图7f)，说明晶界裂纹又变得容易萌生和扩展。此时拉伸塑性也显著降低(图6b)，说明晶界强度有所降低，晶粒变形程度有所减小。

图10为不同B含量K417G合金拉伸断口高倍形貌及断口纵截面形貌的SEM像。图10表明，以上断裂特征源于硼化物在晶界析出的变化。与B含量为0.0017%合金相比(图10a)，B含量为0.036%合金的断口表面呈现较多类似解理的小平面(图10b)，这应该是硼化物碎裂或沿其表面开裂留下的痕迹(图10c)，这同时也说明硼化物可以阻碍裂纹的扩展。如图4所示，随B含量增加，晶界硼化物析出增多，因此可以有效地阻碍裂纹沿晶界的扩展。但是，当B含量达到0.060%时，晶界上暴露出较多光滑的平面，间或出现“蚁卵”状组织(图10d)。如图7f所示，含0.060%B的K417G合金的裂纹倾向于在(γ+γ')共晶前沿萌生和扩展。如图4e所示，该合金的共晶前沿有共晶态硼化物析出。因此可以推测，共晶态硼化物与共晶前沿所形成的界面结合强度较低，拉伸过程中容易开裂，“蚁卵”状组织从形态上看应该是共晶前沿析出的共晶态硼化物。含0.060%B合金的拉伸断裂强度和塑性均较低(图6)，也说明共晶态硼化物和(γ+γ')共晶之间的界面结合强度较低。

如图6a所示，尽管B含量低于0.036%时可以显著提高K417G合金的拉伸屈服强度，但对拉伸断裂强度却没有明显影响。如图7所示，所有合金的拉伸试样均呈沿晶断裂方式。K417G合金900 ℃拉伸过程中，裂纹很可能是在缺乏硼化物强化的薄弱晶界处首先萌生，因此低B含量合金拉伸断口附近的二次裂纹最多。B含量增加之后，虽然硼化物析出增多，但仍然存在缺乏硼化物析出的晶界，裂纹仍可在这些缺乏硼化物析出的晶界处萌生。因此，K417G合金的断裂强度主要取决于晶界本征强度，B含量的影响较小。但是，当B含量达到0.060%以后，可能是由于共晶态硼化物与(γ+γ')共晶之间界面的结合强度低于晶界强度，所以K417G合金的断裂强度明显降低。

持久寿命对于晶界强度更加敏感。当B含量低于0.036%时，由于随B含量的增加硼化物析出增多，对晶界的强化作用增强，所以K417G合金的持久寿命随B含量增加显著延长。由于晶界强度的增强，持久过程中晶内的蠕变量必然增大，所以B含量提高对持久塑性也有有益影响。当B含量达到0.060%以后，由于共晶态硼化物显著降低界面强度，所以持久寿命和塑性迅速降低。

综上所述，当硼化物以独立的颗粒状析出时，对晶界具有较强的强化作用，因此可以提高K417G合金的拉伸和持久性能；当共晶态硼化物析出时，则显著地弱化晶界并降低拉伸和持久性能。实际生产过程中，B含量和凝固速率二者共同决定其对凝固偏析的影响，根据本工作的结果，以不析出共晶态硼化物为宜。对于截面尺寸较小或冷却速率较快的铸件，K417G合金的B含量可以向成分上限控制，以析出更多的颗粒状硼化物强化晶界，提高合金的拉伸和持久性能。对于尺寸较大或凝固速率较低的铸件，K417G合金的B含量可以向成分中线或下限控制，以避免共晶态硼化物析出，恶化合金性能。

综上所述，本工作表明，可以通过控制B含量和凝固过程来控制硼化物的析出形态，充分发挥B的有益作用，避免其有害作用。

(1) B降低基体γ相的析出温度和形核率并导致K417G合金铸态组织粗化；B含量过高(≥0.060%)时，显著阻碍γ相枝晶的早期生长，导致熔体内部由于过冷度升高而形核，局部晶粒组织细化。

(2) 当B含量低于0.036%时，硼化物以颗粒状在晶界析出并对晶界产生强化作用，K417G合金的900 ℃拉伸性能和900 ℃、315 MPa持久性能随B含量的升高而显著提高。当B含量达到0.060%时，共晶态硼化物在(γ+γ')前沿析出，导致共晶硼化物与(γ+γ')的界面显著弱化，拉伸和持久性能显著降低